KR100407476B1

KR100407476B1 - 드로잉성및2차가공취성에대한내성이우수한고강도냉연강판및그제조방법

Info

Publication number: KR100407476B1
Application number: KR10-1998-0060195A
Authority: KR
Inventors: 진광근; 한상호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 1998-12-29
Filing date: 1998-12-29
Publication date: 2004-03-31
Also published as: KR20000043774A

Abstract

본 발명은 자동차의 연비향상을 목적으로 차체 경량화에 사용되고 있는 패널용 고강도 냉연강판과 드로잉성 및 2차 가공취겅에 대한 내성을 향상시킬 수 있는 고장도 냉연강판의 제조방법에 관한 것으로서, 드로잉성 및 2차 가공취성에 대한 내성이 우수한 고강도 냉연강판은 중량%로 C : 0.003% 이하, Si : 0.2% 이하, Mn : 0.3∼0.8%, P : 0.03∼0.10%, S : 0.008% 이하, N : 0.002% 이하, 산가용 Al : 0.02∼0.1%, Zr : 0.07% 이하, Nb : 0.008% 이하, Mo : 0.1% 이하 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 조성 중 Si함량은 Mn의 1/4 이하로 첨가되고, Zr 함량은 6.5N% + 3S% + 7.6C% ≤Zr≤0.07 관계를 만족시키고, 드로잉성 및 2차 가공취성에 대한 내성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법은 상기 조성으로 이루어진 슬라브를 마무리 온도 910℃ 이상에서 열간압연하는 단계와; 냉각하는 단계와; 620~720℃로 권취하는 단계와; 냉각 후 산세하는 단계와; 77~82%의 압하율로 냉간 압연하는 단계와; 급속가열하여 850~870℃의 온도구간에서 30초 이상 유지한 다음 냉각하는 단계로 이루어진 것을 특징으로 하므로, 드로잉성 및 2차 가공취성에 대한 내성이 우수한 인장강도 35~43kg/㎟를 가지는 고강도 냉연강판으로 자동차의 심가공을 받는 부품의 고강도화에 매우 효과가 있다.

Description

드로잉성 및 2차 가공취성에 대한 내성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

본 발명은 드로잉성 및 2차 가공취성(프레스 가공후 취성)에 대한 내성을 개선시킬 수 있고 자동차의 연비 향상을 목적으로 차체 경량화에 사용되고 있는 패널용 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이고, 더 상세하게는 알루미늄 킬드극저탄소강에 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 또는 티타늄-니오븀을 첨가하여 강 중 탄소와 결합시킴으로써 탄소의 가공성 저해요인을 제거한 극저탄소 고강도 냉연강판(이하, "IF 고강도 냉연강판"이라 칭함)에 비하여 드로잉성 지수인 랭크포드값(이하, "r값"이라 칭함)이 2.3 이상으로 극히 우수함과 동시에 2차 가공취성에 대한 내성을 개선시킨 인장강도 35kg/㎟ 이상의 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근, 자동차 경량화와 관련하여 패널의 고강도화가 꾸준히 진행되어 왔으나, 기존의 IF 고강도 냉연강판은 가공성 및 2차 가공취성에 대한 내성이 상대적으로 열화하므로 가공이 상대적으로 작은 부품에 적용되고 있다. 특히, 드로잉이 깊은 전후방 팬더(fender) 또는 쇼바 하우징(shock ahsorber housing)과 같은 딥드로잉(deep drawing)용 강판의 경우는 IF 고강도 냉연강판으로 전환이 어렵다.

기존의 드로잉용 고강도 냉연강판으로 공지된 기술로는 일본특허 공개공보 제92-000957호 및 일본특허 공개공보 제94-57372호 등에 개시되어 있으며, 공지 기술에 따르면, 5Oppm 이하의 알루미늄 킬드 극저탄소강에 망간(Mn), 규소(Si), 인(P) 등의 고용강화 원소를 첨가하여 강도와 드로잉성을 확보하고 있다. 그러나, 드로잉성 지수가 2.0 이하로 딥드로잉용으로는 그 적용이 곤란하다는 문제점이 있다.

한편, 최근에 공지된 IF 고강도 냉연강판의 드로잉성을 개선하는 방법으로는, Ti첨가 극저탄소강이나 Ti-Nb첨가 극저탄소강에 1.5 중량% 이하의 Mn을 첨가하는 방법(NKK 기보, 1994, p.17), 0.02%Ti-0.02%Nb 첨가 극저탄소강에 1.4%Mn을 첨가하고 냉연후에는 연속소둔과 같은 급속가열 소둔을 하는 방법(철과강, 1990. P.422) 등이 있다.

이를 상세히 설명하면, 전자의 방법에서는 Ti 첨가강의 경우에 80% 냉간압하율과 900℃의 소둔온도에서 2.3 이상의 랭크포드(r)값이 얻어졌지만 탄소함량이 15ppm 이하로 낮으므로 고강도화를 위하여 망간, 규소, 인 등을 과다하게 첨가함으로써 상용의 전로를 이용한 방법에서는 제조하기 어렵고, 900℃의 소둔온도에서 소둔로의 내화물 침식을 증대시키며, 패널용 고강도 냉연강판의 두께가 0.8mm 이하이고 폭이 1200mm 이상인 점을 고려할 때 통판성과 형상제어에 있어서 문제점을 수반하는 반면, Ti-Nb 첨가강의 경우에 30ppm 이하의 탄소함량을 갖고 동일한 냉간압하율과 소둔온도에서도 2.3 이상의 랭크포드(r)값이 얻어지지 않았다.

한편, 상기 후자의 방법에서는 30ppm 이하의 탄소함량을 가진 Ti-Nb 첨가강을 950℃ 이상의 열연 마무리온도로 압연시킨 후 305℃의 귄취온도로 권취하여, 열

연강판에 FeTiP를 석출시키지 않음으로써 2.3 이상의 랭크포드값을 확보하였으나, 마무리온도를 950℃로 유지하는 것은 열간압연롤의 수명을 단축시켜 압연롤의 원가를 상승시키는 요인으로 작용하고 또한 열연판의 두께가 4mm로 비교적 두껍기 때문에 실제 압연공정에서 마무리온도 950℃ 작업 후 냉각대에서 350℃로 냉각하여 권취하려면 압연속도를 감소시켜야 한다.

그러나, 압연속도를 감소시키는 것은 생산성 저하는 물론 다시 압연대기 중 온도저하를 가져오기 때문에 현실적으로 압연온도 확보가 곤란해지는 문제점이 있다.

Ti-Nb 첨가강에서는 마무리 압연온도를 높이는 것은 다량의 Mn 첨가로 열연마무리단계에서 Nb에 의한 재결정이 지연되어 열연조직이 변화하고 소둔판에서 드로잉성에 적합한 집합조직을 얻을 수 없으므로 높은 랭크포드(r) 값을 얻기가 어렵게 된다.

한편. IF 고강도 냉연강판의 2차 가공취성에 대한 내성에 대해서는 붕소(B)를 첨가하는 방법이 있으나, B의 첨가량이 과다한 경우 냉연강판의 연성을 저하시킬 뿐만 아니라 제강과정에서 그 첨가량의 제어가 어렵게 되는 문제점이 있다.

따라서, 본 발명은 상기된 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위하여 안출된 것으로, 강의 화학성분 및 열연 이후의 공정을 제어하여 2.3 이상의 랭크포드(r)값과 2차 가공취성에 대한 내성을 향상시킨 35kg/㎟급 이상의 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는 데 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위하여. 본 발명에 따르면, 드로잉성 및 2차 가공취성에 대한 내성이 우수한 고강도 냉연강판은 중량%로 C : 0.003% 이하, Si : 0.2% 이하, Mn : 0.3~0.8%, P : 0.03~0.10%, S : 0.008% 이하, N : 0.002% 이하, 산가용 Al : 0.02~0.1%, Zr : 0.07% 이하, Nb : 0.008% 이하, Mo : 0.1% 이하 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 조성되며, 상기 조성 중 Zr함량은 6.5N% + 3S% + 7.6C% ≤Zr≤0.07 관계를 만족시키는 것을 특징으로 한다.

한편, 본 발명의 다른 실시예에 따르면, 드로잉성 및 2차 가공취성에 대한 내성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법은 상기 조성범위의 슬라브를 마무리온도 910℃ 이상에서 열간압연하고, log(냉각속도; ℃/초) ≤3.95 - 1.8(Mn% + 2.6Mo%)의 관계식을 만족하는 속도로 냉각하고, 620~720℃로 권취하고, 냉각 후 산세하여 77~22%의 압하율로 냉간압연하고, 급속가열하여 850~870℃의 온도구간에서 30초 이상 유지한 다음 냉각하는 것을 특징으로 한다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명의 화학성분 및 제조조건에 대하여 설명한다.

강중 탄소는, 열연강판에서 고용상태 또는 철탄화물 상태로 존재하는 경우, 냉연후 소둔가열과정체서 드로잉성을 증가시키는 (111) 소둔집합조직의 형성을 저해하기 때문에, Zr이나 Nb와 결합되어 석출물로 석출시키는 것이 필수적이다. 한편, 탄소함량이 과다하면, 탄소를 완전히 석출시키는 데 필요한 Zr, Nb 등의 양이 증가하여 합금비용이 증가할 뿐 아니라 석출되는 석출물의 양이 증가하여 소둔과정에서 재결정온도를 상승시키고 또한 소둔후 기계적 성질에서도 항복강도를 증가시키고 연성을 저하시키기 때문에, 탄소의 첨가량 상한은 0.003%로 한정하였다.

Si는 강도를 상승시키고 또한 Mn이 다량 첨가되는 경우 플래쉬버트 용접시 용접금속의 유동성을 증대시켜 용접성을 개선시키는 작용을 나타내므로, Mn 최대함량의 1/4 이하로 첨가하였으며, 그 이상으로 첨가되면 오히려 산화규소 발생에 의해 용접성이 저하하게 된다.

Mn은 항복강도의 상승에 비하여 오히려 인장강도를 증가시키는 원소로서, 열간압연 단계에서 Nb 탄화물의 석출을 지연시켜 Nb를 고용상태로 존재하게 하는 작용을 한다. 본 발명에서, Mn은 강도확보를 위하여 첨가하였으며, 소량인 경우는 강도확보가 곤란하고 다량 첨가하면 Mn의 소입성에 의하여 열간압연한 다음에 냉각과정에서 급냉조직이 나타나 결과적으로 (111) 소둔집합조직 발달을 저해하므로, 그 첨가량은 0.3~0.8%로 한정하였다.

P는 저렴하고 고용강화 효과가 크기때문에 강도확보를 위하여 첨가하였으며, 소량인 경우 강화효과가 작고 다량인 경우 입계취성을 유발시키며 또한 점용접성을 저하시키므로, 그 첨가량은 0.03~0.1%로 한정하였다.

S는 슬라브 내 편석을 야기시키고 MnS를 형성하여 철탄화물 석출이나 강중 고용탄소와의 상호작용에 의하여 (111) 소둔집합조직의 발달을 지연시키므로, 그첨가량은 0.008% 이하로 한정하였다.

질소는 강중 석출물을 형성하여 강판의 연성을 저하시키기 때문에, 그 첨가량은 0.002% 이하로 한정하였다.

산가용 Al은 탈산을 위하여 첨가되며 그 첨가량이 0.02% 이하이면 탈산효과가 감소하여 연주시 주편터짐이 발생하고 0.1% 이상이면 Al₂O₃의 개재물에 의한 제강성 결함이 발생하거나 연주후의 냉각과정에서 AlN이 입계에 석출하여 슬라브 균열의 원인이 되므로, 그 첨가량은 0.02~0.1%로 한정하였다.

Zr은 강중 질소와 황(S)을 고온에서 석출물로 고정시켜 슬라브의 품질을 개선시키고 또한 질소와 Nb의 결합에 의한 Nb(CN) 석출물 형성을 방지하여 소둔과정에서 재결정온도의 상승을 억제함으로써 연성을 개선시키고, 한편으로는 Nb와 함께 권취단계에서 강중 탄소를 석출시켜 (111) 소둔집합조직을 발달시키는 작용을 한다. 따라서, Zr은 최소한 강중 질소와 황을 제거하고 또한 그 일부가 강중 탄소와 작용할 수 있도록, 그 첨가량은 6.5N% + 3S% + 7.6C% ≤Zr≤0.07의 관계식을 만족시키도록 한정하였다.

Nb는 열간압연 이후 과정에서 강중 탄소와 결합하여 (111) 소둔집합조직을 형성시키는 데 직접적으로 기여하고 또한 조직의 미세화를 통하여 압연방향과 45°방향의 드로잉성을 증대시키도록 첨가되며, 강중 Nb이 다량 첨가되어 있는 경우에 열연단계에서는 고용상태로 재결정을 지연시키기 때문에, 그 첨가량은 0.08% 이하로 한정하였다.

Mo는 열연강판의 결정립을 미세화하여 압연방향과 45°방향의 랭크포드(r)값을 증가시키고 또한 고용강화와 P의 취화억제 작용을 위하여 첨가되었으며, 0.1%를 초과하면 소입성 향상에 의하여 급냉조직을 나타내므로 그 첨가량은 0.1%로 한정하였다.

다음은 상기 조성으로 이루어진 본 발명에 따른 냉연강판의 제조조건에 대하여 설명한다.

열간압연의 마무리공정이 910℃ 이상에서 수행되면, 0.008% 이하의 소량의 고용 Nb에 의한 재결정 지연이 발생하지 않아 열연강판의 조직이 등축립으로 얻어지고, 그 결과(111) 소둔집합조직이 발달한다.

또한, 본 발명강은 Mn, Mo 등 소입성 향상원소를 첨가하여 얻어지기 때문에 열간압연 후 일정한 속도 이상으로 냉각하면 침상의 페라이트 조직이 얻어져서 높은 랭크포드(r)값을 얻기 어렵게 된다. 따라서, 냉각속도는 log(냉각속도; ℃/초)≤3.95 - 1.8(Mn% + 2.6Mo%)의 관계식을 만족하도록 제한하였다.

냉각후 권취온도는 소둔강판의 높은 랭크포드(r)값을 얻는 데 매우 중요한 요소로서, 적합한 온도로 권취하면 강중 탄소가 Zr과 Nb의 탄화물로 석출하고 또한 P에 의한 입계취성에 기인한 판파단 현상도 방지된다. 그러나, 권취온도가 620℃이하이면, 권취단계에서 강중 탄소의 석출이 불완전하여 고용탄소가 잔류하게 되고 그 결과 고용탄소에 의한(111) 소둔집합조직의 발달이 방해되어 랭크포드(r)값이 저하하고 720℃ 이상이면 P에 의한 입계취성의 판파단 현상이 발생하는 문제점이 야기된다. 따라서, 권취온도는 620~720℃로 제한하였다.

냉간압하율은 랭크로드(r)값을 향상시키는 작용을 하므로, 77% 이상으로 하였으나, 82%를 초과하면 압연부하가 증대하게 된다. 따라서, 냉간압하율은 77~82%로 한정하였다.

소둔온도는 (111) 소둔집합조직을 형성하고 성장발달시키는 직접적인 인자이다. 따라서, 본 발명에서는, 열연강판에 존재하는 Zr이나 Nb 탄화물을 재용해시켜 (111) 소둔집합조직의 성장발달을 촉진시킬 수 있도록 소둔온도를 850℃ 이상으로 하였으며 870℃를 넘으면 판형상 및 통판성이 저해되므로 그 상한을 이에 한정하였다.

이하, 본 발명의 특징에 대해 설명한다.

즉, 종래의 방법에서, 0.06%Ti 첨가강에 Mn, P를 첨가한 경우 P 석출물이 다량 석출할 위험이 있기 때무에 권취온도를 500~600℃로 제한하였고, 강중 탄소가 Ti 탄화물로 석출되어 (111) 소둔집합조직 성장의 억제요인, 즉 탄소를 제거하기 위해서는 저온의 권취조건에서 석출구동력을 높여야 하기 때문에 Ti/C를 크게 하려고 탄소의 함량을 15ppm 이하로 제한하였다. 또한 (111) 소둔집합조직 성장의 다른 억제요인, 즉 미세하게 형성되는 FeTiP 석출물을 제거하기 위하여, 이 석출물을 재용해시킬 수 있는 900℃의 고온소둔이 필수적이였다.

그러나, 본 발명에 따르면, Ti를 첨가하지 않았기 때문에 강중 FeTiP 석출을 고려한 권취온도 제한이 필요없고 그에 따라 강중 탄소의 석출에 필요한 고온권취가 가능하여 탄소함량의 과도한 하향을 필요로 하지 않고 또한 FeTiP 재고용에 필요한 고온소둔도 필요하지 않게 된다.

한편, Ti-Nb 첨가강에 Mn, P를 첨가한 경우 Mn에 의한 Nb 석출지연으로 고용 Nb가 열연단계에서 재결정을 지연시키기 때문에 950℃ 이상에서 마무리 압연을 해야 한다. 그러나, 본 발명에 따르면, Nb 양을 0.08% 이하로 낮추어 마무리 온도를 910℃로 완화하였으며, 더욱이 압연 후 냉각과정에서 냉각조건을 제한함으로써 침상의 페라이트 형성에 의한 (111) 소둔집합조직의 형성억제를 방지하였다.

결과적으로, 본 발명에 따르면, 강중 질소는 Zr과 고온에서 결합시키고 탄소는 고온 권취시 Zr과 Nb의 탄화물로 석출시켜 Nb를 첨가할 때 형성되는 Nb(CN)의 석출을 억제하고, Ti 무첨가에 의한 화학성분의 제어를 통해 FeTiP의 석출을 방지하고, 열연시 Mn, Nb 복합첨가에 따르는 고용 Nb의 열연 재결정 지연작용은 Nb 저감을 통해 완화하고, Mn, Mo 첨가에 따른 소입성 향상으로 열연후 냉각단계에서 발생하는 저온조직을 냉각속도를 제한함으로써 열연조직을 등축립의 페라이트로 만들어 소둔 가열과정에서 (111) 집합조직의 형성을 조장하고, 850~870℃의 균열과정동안 Zr, Nb 탄화물을 재용해시켜 (111) 집합조직의 성장발달을 도모함으로써 2.3이상의 랭크포드(r)값을 용이하게 얻을 수 있다.

한편, Mo을 첨가하여 P의 취화효과를 억제하고, 고온소둔시 재용해된 탄화물에서 용출된 고용탄소가 냉각시 입계에서 P와 자리경쟁을 하면서 P를 입계에서 밀어냄으로써 P의 첨가에 따른 입계취화를 방지하여 우수한 2차 가공취성에 대한 내성을 가진 인장강도 35kg/㎣ 이상을 가지는 고강도 냉연강판을 제조할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명에 대하여 구체적으로 설명한다.

[실시예]

표 1에 나타난 조성의 발명강(1강~9강)과 비교강(10강~14강)의 슬라브를 제조하였다.

여기에서, 발명강과 비교강은 1200℃에서 1시간 가열된 후 하기 표 2에 나타난 바와 같은 마무리온도 및 권취온도의 열연조건에서 4mm 두께로 열간압연되고 권취된 후, 산세하고, 80%의 압하율로 두께 0.8mm까지 냉간압연한 뒤, 초당 5℃로 가열하여 표 2에 나타난 소둔조건에서 40초간 연속소둔되었다.

상술된 바와 같이 표 2에는 발명강과 비교강의 열연조건과 소둔온도에 따른 소둔강판의 기계적 성질 및 드로잉비를 2.0으로 하여 컵핑(cupping)한 다음 컵의 열린 부분에 60°각도의 펀치를 압입하여 그 파괴형태에 따라 구한 연성-취성 천이온도를 나타내었다.

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명강은 드로잉성을 나타내는 랭크포드(r)값이 2.3~2.5 정도로서 비교강에 비하여 매우 우수하고, 컵핑 후 충격 시험에서도 -50℃ 이하의 양호한 결과를 나타내고 있다.

한편, 표 2에서, 비교강의 경우 일부 조건에서 랭크포드(r)값이 2.2 이상으로 높게 나타나고 있으나, 기호 ※로 표시된 비교강의 제조조건에서 열연조건 또는 소둔온도가 극한조건으로 되어 있는 단점이 있다.

결과적으로, 본 발명강의 경우 Nb를 소량 첨가하여 열연 재결정 압연온도를 저하시키고 화학성분에 따라 냉각속도를 제어하여 등축립의 페라이트 열연조직을 얻을 수 있고, Ti를 첨가하지 않아 권취시 FeTiP가 석출되지 않기 때문에 650℃의 비교적 고온하에서 권취하여 Zr과 Nb를 복합사용함으로써 판파단을 방지하고, 소둔시 강중의 석출물을 비교적 저온에서 재용해시켜 (111) 소둔집합조직의 성장발달을 촉진시킴으로써 비교강에 비하여 랭크포드(r)값의 상승이 현저하고 소둔과정에서 석출물 재용해시 용출된 탄소와 Mo의 상호작용으로 P의 입계취화를 억제함으로써 2차 가공취성에 대한 내성도 개선되어 컵핑 후 연성-취성 천이온도가 낮아지는 특징이 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 드로잉성 및 2차 가공취성에 대한 내성이 극히 우수한 인장강도 35~43kg/㎟를 가지는 고강도 냉연강판을 제공함으로써 자동차의 심가공을 받는 부품의 고강도화에 탁월한 효과가 있다.

Claims

중량%로 C : 0.003% 이하, Si : 0.2% 이하, Mn : 0.3~0.8%, P : 0.03~0.10%, S : 0.008% 이하, N : 0.002% 이하, 산가용 Al : 0.02~0.1%, Zr : 0.07% 이하, Nb : 0.008% 이하, Mo : 0.1% 이하 및 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 조성되고,

상기 조성에서 Zr함량은 6.5N% + 3S% + 7.6C% ≤Zr≤0.07 관계를 만족시키는 것을 특징으로 하는 드로잉성 및 2차 가공취성에 대한 내성이 우수한 고강도 냉연강판.
제1항의 조성으로 이루어진 슬라브를 마무리 온도 910℃ 이상에서 열간압연하는 단계와;

냉각하는 단계와;

620~720℃로 권취하는 단계와;

냉각 후 산세하는 단계와;

77~82%의 압하율로 냉간압연하는 단계와;

급속가열하여 850~870℃의 온도구간에서 30초 이상 유지한 다음 냉각하는 단계로 이루어진 것을 특징으로 하는 드로잉성 및 2차 가공취성에 대한 내성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
제2항에 있어서,

상기 냉각단계에서의 냉각속도는 log(냉각속도; ℃/초) ≤3.95 - 1.8(Mn％ + 2.6Mo％)의 관계식을 만족하는 것을 특징으로 하는 드로잉성 및 2차 가공취성에 대한 내성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.